高碳鋼片對鋁硅鍍層熱成形鋼激光焊接接頭組織性能的影響

葉碩，邸洪雙，張鄭輝，張進(jìn)，王曉南

(1.東北大學(xué)，軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽， 110819；2.蘇州大學(xué)，沙鋼鋼鐵學(xué)院，蘇州， 215021)

0 序言

熱成形鋼是汽車輕量化領(lǐng)域重要的結(jié)構(gòu)材料，將其在900～950 ℃高溫下保溫5 min 后再進(jìn)行熱沖壓，抗拉強(qiáng)度可達(dá)到1 500 MPa，常常用于車身A/B 柱、保險杠、中央通道等關(guān)鍵部位[1].在實(shí)際生產(chǎn)過程中，熱成形鋼需首先通過激光焊接連接成激光拼焊板，再經(jīng)熱沖壓成形才能得到完整的汽車零部件[2].為防止熱成形鋼在熱沖壓過程中發(fā)生表面氧化和脫碳，其表面常常預(yù)置鋁硅鍍層[3].

然而，激光焊接時熱成形鋼表面的鋁硅鍍層也會隨母材同時熔化進(jìn)入熔池，惡化焊接接頭力學(xué)性能.其原因是鍍層中的鋁進(jìn)入焊縫后，易在熔池流場的作用下發(fā)生偏析，從而改變局部微區(qū)的相變規(guī)律，形成富鋁的脆性相δ 鐵素體，拉伸過程中由于δ 鐵素體與板條馬氏體之間存在顯著的硬度差異，裂紋于兩相間的界面處萌生并沿界面迅速擴(kuò)展，最終導(dǎo)致焊接接頭于焊縫處發(fā)生脆性斷裂[4].針對這一問題，目前所采用的方法是先將鍍層部分去除后進(jìn)行激光拼焊[5]，但因增加了去鍍層工序，大大降低了生產(chǎn)效率，增加了生產(chǎn)成本.

為了簡化生產(chǎn)流程，部分學(xué)者進(jìn)行了新的焊接工藝的研究.Kang 等人[6]采用電弧預(yù)處理方法將鋁硅鍍層轉(zhuǎn)變?yōu)殍F鋁金屬間化合物層，隨后進(jìn)行激光焊接，所得焊接接頭抗拉強(qiáng)度提升至母材水平.Lin 等人[7]通過添加填充焊絲的方法以稀釋焊縫中的鋁，使焊縫中δ 鐵素體的體積分?jǐn)?shù)明顯降低，焊接接頭抗拉強(qiáng)度接近于母材水平.Chen 等人[8]通過在焊縫中添加奧氏體化元素鎳，獲得了全馬氏體的焊縫組織，使焊接接頭的拉伸斷裂位置由焊縫轉(zhuǎn)移至母材.

碳也是一種奧氏體化元素，且相比于鎳其具有更強(qiáng)的擴(kuò)大奧氏體相區(qū)的能力[9]，因此本文對鋁硅鍍層熱成形鋼激光焊縫采用碳合金化方法，在其焊接間隙預(yù)置45 號碳鋼薄片，研究焊縫碳含量的改變對其焊接接頭組織性能的影響.

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)用母材為熱軋態(tài)鋁硅鍍層22MnB5鋼，焊接樣品尺寸為80 mm × 80 mm × 1.5 mm.母材(Base metal,BM)的顯微組織為鐵素體(Ferrite,F)和珠光體(Pearlite,P)，如圖1a 所示.鋁硅鍍層厚度約30 μm，由外向內(nèi)分別為Al-Si 層和 Fe-Al 金屬間化合物層(Intermetallic compounds,IMCs)，如圖1b所示.選擇厚度為250 μm 的45 號碳鋼薄片作為焊接間隙的夾層，薄片的顯微組織為鐵素體和珠光體，如圖1c 所示.表1 給出了母材22MnB5 與45號鋼薄片的化學(xué)成分.

表1 母材與薄片的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of base metal and foil

圖1 試驗(yàn)材料顯微組織Fig.1 Microstructure of test material.(a) base metal; (b)coating layer; (c) foil

1.2 試驗(yàn)方法

激光焊接試驗(yàn)在CWX3000 光纖激光器上完成，激光功率為2.2 kW，焊接速度為2.8 m/min，離焦量為0 mm.由于激光光斑的作用面積較小，薄片的加入可能造成激光未充分作用于母材引起未焊合缺陷，因此采用對間隙容忍度更高的擺動激光[10]，擺動直徑為0.3 mm，擺動頻率為60 Hz.選擇純度為99.9% 的氬氣作為保護(hù)氣，送氣流量為15 L/min.圖2 為激光焊接示意圖.焊接完成后，將拼焊板放入熱處理爐中于950 ℃下保溫5 min，隨后立即轉(zhuǎn)移至水中淬火，以模擬實(shí)際生產(chǎn)中的熱處理過程.

圖2 激光焊接示意圖Fig.2 Schematic diagram of laser welding

采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液對焊接接頭金相試樣進(jìn)行化學(xué)腐蝕.利用奧斯威體式顯微鏡觀察焊接接頭的橫截面宏觀形貌，利用日立SU5000 場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察焊接接頭的顯微組織，利用EDS X-Max 能譜儀測量焊縫中不同區(qū)域的元素含量.利用線切割機(jī)切取熱處理前杯突試樣、拉伸試樣和熱處理后拉伸試樣，杯突試驗(yàn)按照國標(biāo)GB/T4156—2007 進(jìn)行，拉伸試驗(yàn)按照國標(biāo)GB/T228—2008 進(jìn)行，使用杯突試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行杯突試驗(yàn)，沖模移動速度為15 mm/min，使用DNS-100 萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為3 mm/min.利用HV1000IS 顯微維氏硬度計測量金相樣品的顯微硬度，加載載荷為2.94 N，保載時間為10 s.

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 高碳鋼片對焊接接頭宏觀形貌的影響

圖3 為焊接接頭熱處理前、后的橫截面宏觀形貌.兩種焊接條件下均獲得全熔透焊縫，焊縫無氣孔、裂紋等焊接缺陷.由于采用了相同的激光焊接工藝參數(shù)，兩種焊接接頭的焊縫(fusion zone,FZ)與熱影響區(qū)(heat affected zone,HAZ)的形狀、尺寸并無明顯差別.在經(jīng)過950 ℃的熱處理后，熱影響區(qū)與母材都經(jīng)歷了相同的奧氏體化過程并獲得全馬氏體組織[11]，因而熱處理后不存在熱影響區(qū).

圖3 焊接接頭宏觀形貌Fig.3 Morphology of welded joints.(a) without foil,before heat treatment; (b) with foil，before heat treatment; (c) without foil，after heat treatment;(d) with foil，after heat treatment

2.2 高碳鋼片對焊縫顯微組織的影響

圖4 給出了熱處理前、后焊縫的顯微組織.熱處理前，兩種條件下的焊縫組織均為板條馬氏體和δ 鐵素體，經(jīng)過熱處理后，由于鋁發(fā)生了再擴(kuò)散，焊縫組織轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體、δ 鐵素體和α 鐵素體的混合組織[4].薄片的加入并未改變焊縫的組織體系，但可以發(fā)現(xiàn)，在加入薄片后，δ 鐵素體的尺寸顯得更為細(xì)小.表2 給出的是熱處理前焊縫各相中的鋁含量與δ 鐵素體體積分?jǐn)?shù)的統(tǒng)計結(jié)果.未添加薄片時，焊縫δ 鐵素體中鋁的含量為3.4%，馬氏體中鋁的含量為1.4%，δ 鐵素體的體積分?jǐn)?shù)為17.3%.添加薄片后，焊縫δ 鐵素體中鋁的含量為2.6%，馬氏體中鋁的含量為1.4%，δ 鐵素體的體積分?jǐn)?shù)為4.5%.后者相對于前者，δ 鐵素體的體積分?jǐn)?shù)降低了74%.

圖4 焊縫顯微組織Fig.4 Microstructure of fusion zone.(a) without foil,before heat treatment; (b) with foil，before heat treatment; (c) without foil，after heat treatment;(d) with foil，after heat treatment

表2 焊縫鋁含量與δ 鐵素體含量統(tǒng)計結(jié)果Table 2 Statistical results of Al content and δ ferrite fraction of fusion zone

碳是一種奧氏體化元素，具有擴(kuò)大奧氏體相區(qū)的作用，試驗(yàn)所用45 號碳鋼薄片的碳含量為0.45%，約為熱成形鋼碳含量(0.22%)的2倍，因此添加薄片的樣品的焊縫碳含量必然高于未添加薄片的樣品.為進(jìn)一步分析碳鋼薄片對焊縫顯微組織的影響，試驗(yàn)將利用Jmatpro 軟件模擬焊接熔池的組織轉(zhuǎn)變過程.為了便于與未添加薄片的樣品對比，將焊縫的成分體系設(shè)為Fe-3.4Al-0.18Cr-1.1Mn-0.25Si-0.04Ti-0.0025B-xC，對于未添加薄片的樣品，x的取值設(shè)為0.22，對于添加薄片的樣品，x的取值則由圖5 所示的焊縫模型計算而得.

圖5 焊縫模型Fig.5 Model of fusion zone

計算方法如下式所示.

式中：w1為碳鋼薄片中的碳含量；w2為母材中的碳含量；S1為碳鋼薄片的截面積，S2為焊縫的截面積；S1和S2的面積由Photoshop 軟件測得，經(jīng)過計算，x的取值約為0.27.

圖6 給出的是Jmatpro 模擬結(jié)果.對于未添加薄片樣品，如圖6a 所示，焊接熔池從1 519 ℃開始由液相中析出δ 鐵素體，于1 442 ℃時δ 鐵素體達(dá)到最大析出量99%，隨后發(fā)生短暫的包晶反應(yīng)L +δ→γ，至1 440 ℃時液相耗盡，剩余98%的δ 鐵素體則開始發(fā)生δ→γ 的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，最終高溫下還有72%的δ 鐵素體殘余，所得28%的奧氏體將在快速冷卻條件下全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，而高溫下殘余的δ 鐵素體則被保留至室溫.對于添加薄片的樣品，如圖6c 所示，焊接熔池從1 516 ℃開始由液相中析出δ 鐵素體，于1 470 ℃時δ 鐵素體達(dá)到最大析出量94%，隨后發(fā)生包晶反應(yīng)，到1 438 ℃時液相耗盡時還有85%的δ 鐵素體剩余，再經(jīng)同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，最終剩余64%的δ 鐵素體.碳鋼薄片的加入使得δ 鐵素體的殘余量由72%降至64%.

圖6 Jmatpro 模擬結(jié)果Fig.6 Jmatpro simulation results.(a) without foil;(b) Fig.a partial enlargement; (c) with foil; (d) Fig.c partial enlargement

2.3 高碳鋼片對焊接接頭顯微硬度的影響

圖7 給出的是焊接接頭的顯微硬度(硬度線掃位置距離焊縫上表面1/3 處).未添加薄片的樣品焊縫熱處理前的平均硬度為432 HV，熱處理后的平均硬度為425 HV，添加薄片的樣品焊縫熱處理前的平均硬度為549 HV，熱處理后的平均硬度為557 HV.對于同一樣品，熱處理前、后的焊縫平均硬度并未出現(xiàn)明顯變化，這是由于在熱處理過程中，δ 鐵素體并不發(fā)生相變，盡管鋁元素會發(fā)生再擴(kuò)散使得α 鐵素體形成[4]，但α 鐵素體的體積分?jǐn)?shù)較低且較為細(xì)小，因此并未對焊縫平均硬度產(chǎn)生明顯影響.但添加薄片的樣品焊縫平均硬度卻明顯高于未添加薄片的樣品，原因在于，δ 鐵素體相比于馬氏體具有更低的硬度[12]，碳鋼薄片的添加擴(kuò)大了奧氏體相區(qū)，使得δ 鐵素體的體積分?jǐn)?shù)減少，因此焊縫平均硬度增加.

圖7 顯微硬度Fig.7 Microhardness.(a) before heat treatment; (b) after heat treatment; (c) average weld hardness

此外，碳對于馬氏體的硬度也具有顯著影響，圖8 給出了兩種樣品焊縫中馬氏體的硬度測試結(jié)果，未添加的樣品焊縫馬氏體的硬度約為501 HV，添加薄片的樣品焊縫馬氏體的硬度約為547 HV.由于碳是以間隙原子的形式存在于馬氏體晶格中的，其產(chǎn)生的晶格畸變程度遠(yuǎn)大于置換原子，具有明顯的固溶強(qiáng)化效果[13].

圖8 焊縫(熱處理前)中馬氏體的顯微硬度Fig.8 Microhardness of martensite in fusion zone (before heat treatment).(a) without foil; (b) with foil

綜上所述，焊縫平均硬度的增加一方面歸因于碳擴(kuò)大了奧氏體相區(qū)，使δ 鐵素體體積分?jǐn)?shù)減小，另一方面歸因于碳對馬氏體硬度的強(qiáng)化.

2.4 高碳鋼片對焊接接頭力學(xué)性能的影響

圖9 給出的是焊接接頭(熱處理前)的杯突試驗(yàn)結(jié)果.2 種焊接接頭均沿焊縫開裂，起裂位置均位于δ 鐵素體內(nèi)部.在成形過程中，δ 鐵素體與馬氏體之間的協(xié)調(diào)變形能力較差，使得δ 鐵素體成為裂紋擴(kuò)展的快速通道[14].但是未添加薄片時，杯突值為1.7 mm，添加薄片后，杯突值提升至3.2 mm，后者相比于前者呈現(xiàn)出更好的成形性能.這是因?yàn)樘砑颖∑臉悠乏?鐵素體體積分?jǐn)?shù)更低，使得裂紋的擴(kuò)展能力有所降低，因而呈現(xiàn)出更優(yōu)的成形性能.

圖9 杯突試驗(yàn)結(jié)果Fig.9 The results of cupping test.(a) without foil;(b) with foil

圖10 給出的是焊接接頭的宏觀斷口及拉伸曲線.圖11 給出了焊接接頭的斷裂位置和SEM 斷口.熱處理前，2 種焊接接頭均斷于母材，并發(fā)生了明顯的頸縮變形，雖然2 種焊接接頭的焊縫組織均存在軟相δ 鐵素體，但由于母材組織為鐵素體和珠光體，具有更低的硬度與強(qiáng)度[15]，因此拉伸時母材優(yōu)先發(fā)生塑性變形，并最終發(fā)生斷裂.經(jīng)過熱處理后，2 種焊接接頭均斷于焊縫，且并未發(fā)生明顯的頸縮變形，未添加薄片的焊接接頭的抗拉強(qiáng)度僅為980 MPa，添加薄片的焊接接頭的抗拉強(qiáng)度卻達(dá)到了1 280 MPa，但仍然不及母材(約1 500 MPa).

圖10 宏觀斷口與拉伸曲線Fig.10 Macro fracture and tensile curves.(a) before heat treatment; (b) after heat treatment

圖11 斷裂位置與SEM 斷口Fig.11 Fracture location and SEM fracture.(a) without foil fracture location; (b) without foil SEM fracture; (c) with foil fracture location; (d) with foil SEM fracture

2 種焊接接頭的斷裂均是由δ 鐵素體引起，SEM 斷口均存在明顯的河流花樣與解理面，呈現(xiàn)出脆性斷裂的特征.拉伸過程中，軟相δ 鐵素體與硬相馬氏體兩相間的變形極不協(xié)調(diào)，裂紋在兩相的界面處產(chǎn)生并迅速擴(kuò)展，最終引發(fā)脆性斷裂[14].但添加薄片的樣品相比于未添加薄片的樣品，抗拉強(qiáng)度提升了300 MPa，其原因在于δ 鐵素體體積分?jǐn)?shù)減小，馬氏體體積分?jǐn)?shù)增加，裂紋的擴(kuò)展受到馬氏體的阻礙增加，從而延遲了斷裂的發(fā)生，抗拉強(qiáng)度有所提升.

3 結(jié)論

(1) 碳鋼薄片的加入增加了焊縫的碳含量，奧氏體相區(qū)擴(kuò)大，使得焊接接頭焊縫中δ 鐵素體的體積分?jǐn)?shù)由17.3%降低至4.5%.

(2) 碳鋼薄片的加入降低了δ 鐵素體的體積分?jǐn)?shù)并增加馬氏體的硬度，使得焊接接頭焊縫的平均硬度由425 HV 提升至557 HV.

(3) 加入碳鋼薄片后，焊縫δ 鐵素體體積分?jǐn)?shù)降低，焊接接頭的杯突值由1.7 mm 增加至3.2 mm，成形性能有所提升.熱處理前焊接接頭的拉伸性能并無明顯變化，均斷于母材.熱處理后焊接接頭的抗拉強(qiáng)度由980 MPa 提升至1 280 MPa.但由于δ 鐵素體未完全消除，焊接接頭仍然于焊縫處發(fā)生脆性斷裂.